(57)【要約】Ｔｉを組織制御に積極的に活用し、効率的な、母材およびＨＡＺ靭性に優れた溶接構造用鋼板の製造方法を提供する。Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎの含有量が所定の条件を満足する組成の鋳片を、所定の条件で加熱し、各圧延パスの圧延温度、圧下率およびパス間時間が所定の条件を満たすように粗圧延を行い、引き続いて、板厚方向の平均冷却速度を５℃／ｓ以上として加速冷却する。粗圧延後、加速冷却を行う前に、各圧延パスの圧延温度および圧下率、累積圧下率が所定の条件を満たすように仕上圧延を行うことが好ましい。加速冷却後、熱処理を施してもよい。粗圧延、仕上圧延の各パス間、粗圧延後、仕上圧延を行う前に水冷してもよい。
2011148755.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００２０〜０．０１００％
を含有し、
Ｐ  ：０．０２０％以下、
Ｓ  ：０．０１０％以下
に制限し、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂの含有量が下記（１）式を満足し、Ｔｉ、Ｎの含有量が下記（２）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋳片を下記（３）、（４）式を満たす条件で加熱した後、各圧延パスの圧延温度、圧下率およびパス間時間が下記（５）、（６）式を満たすように粗圧延を行い、引き続いて、板厚方向の平均冷却速度を５℃／ｓ以上として加速冷却することを特徴とする溶接構造用高強度鋼の製造方法。
０．３２≦［Ｃ］＋０．１５［Ｍｎ］＋３．８［Ｎｂ］≦０．３９  ・・・（１）
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦３．０      ・・・（２）
５６０００／（１．２−０．１８×ｌｏｇ［Ｎｂ］）≦（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔｈ）＋２５｝≦９１０００／（１．９−０．１８×ｌｏｇ［Ｔｉ］）  ・・・（３）
３０≦ｔｈ      ・・・（４）
７２２００／［７６．４＋Ａｊ×ｌｎ｛−ｌｎ（１−Ｒｊ）｝］−２７３≦Ｔｊ≦１０３０００／［８７．６＋８．１×ｌｎ｛−ｌｎ（１−Ｒｊ）｝］−２７３  ・・・（５）
Ｂｊ≦ｔｊ≦Ｂｊ＋２７００／（Ｔｊ−６８０）      ・・・（６）
ただし、
Ａｊ＝８＋｛２５×（Ｒｊ−０．２）＋５｝×｛１−ｅｘｐ（−１６０×［Ｎｂ］）｝、
Ｂｊ＝６．４５×１０−１２×｛−ｌｎ（１−Ｒｊ）｝−１．４×ｅｘｐ｛３２８００／（Ｔｊ＋２７３）｝×ｅｘｐ（７３．１×［Ｎｂ］）、
であり、
［Ｘ］：元素Ｘの添加量（質量％）、Ｔ：加熱温度（℃）、ｔｈ：保持時間（分）
Ｔｊ：ｊ番目の圧延パスの圧延温度（℃）、
ｔｊ：ｊ番目の圧延パスと（ｊ＋１）番目の圧延パス間の時間（秒）、
Ｒｊ：ｊ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、
である。
【請求項２】
前記粗圧延後、前記加速冷却の前に、各圧延パスの圧延温度および圧下率が下記（７）、（８）式を満たし、かつ累積圧下率が（９）式、または（１０）式を満たすように仕上圧延を行うことを特徴とする請求項１記載の溶接構造用高強度鋼の製造方法。
６２４００／［７５．３＋８．１×ｌｎ｛−ｌｎ（１−Ｒｋ）｝］−２７３≦Ｔｋ≦７０２００／［７７．３＋Ａｋ×ｌｎ｛−ｌｎ（１−Ｒｋ）｝］−２７３  ・・・（７）
ｔｋ≦Ｃｋ      ・・・（８）
０≦ΣＲｋ≦ｈ      ［ｈ≦２０］      ・・・（９）
３ｈ／４−１５≦ΣＲｋ≦ｈ      ［２０＜ｈ］      ・・・（１０）
ただし、
Ａｋ＝８＋｛２５×（Ｒｋ−０．２）＋５｝×｛１−ｅｘｐ（−１６０×［Ｎｂ］）｝、
Ｃｋ＝１．５×１０−１２×｛−ｌｎ（１−Ｒｋ）｝−１．４×ｅｘｐ｛３２８００／（Ｔｋ＋２７３）｝×ｅｘｐ（７３．１×［Ｎｂ］）
であり、
Ｔｋ：ｋ番目の圧延パスの圧延温度（℃）、
ｔｋ：ｋ番目の圧延パスと（ｋ＋１）番目の圧延パス間の時間（秒）、
Ｒｋ：ｋ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、
ｈ：仕上圧延後の板厚（ｍｍ）、
ΣＲｋ：仕上圧延の累積圧下率＝（粗圧延後の板厚−仕上圧延後の板厚）／粗圧延後の板厚×１００である。
【請求項３】
前記粗圧延終了後、前記仕上圧延開始までの間において水冷することを特徴とする請求項２記載の溶接構造用高強度鋼の製造方法。
【請求項４】
前記粗圧延、前記仕上圧延の一方または双方の各圧延パス間において水冷することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の溶接構造用高強度鋼の製造方法。
【請求項５】
前記加速冷却終了後、６５０℃以下の温度で熱処理することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の溶接構造用高強度鋼の製造方法。
【請求項６】
さらに、前記鋳片が質量％で、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｂ：０．００３０％
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の溶接構造用高強度鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に船舶、建築、橋梁、タンク、海洋構造物等の溶接構造物に適用される、靭性に優れた高強度鋼板の製造方法に関する。また、本発明鋼板は、鋼管、コラム等に加工した二次加工品として流通する場合もあり、これらも対象とする。
【背景技術】
【０００２】
近年の鋼構造物の大型化に伴い、使用される鋼板の厚手高強度化とともに、安全性を確保する観点から、靭性に対する要求も厳しさを増している。このような鋼板の厚手化に伴い、溶接の施工能率を向上させるために、最近、サブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接等の大入熱溶接が適用されることが多くなっている。したがって、母材および溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の靭性の確保が問題になる。【０００３】
母材靭性向上のための手段としては、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｃｏｎｔｒｏｌ  Ｐｒｏｃｅｓｓ：熱加工制御）がよく知られている。これは、例えば非特許文献１に示されているように、適切な加熱、熱間圧延、冷却、熱処理工程の組み合わせにより鋼板の組織を微細化する方法である。熱間圧延では、特に、オーステナイト（γ）が再結晶しないような温度域で行うＣＲ（Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ  Ｒｏｌｌｉｎｇ）、微細なフェライト（α）粒を生成させるＡＣＣ（Ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄ  Ｃｏｏｌｉｎｇ）が重要である。【０００４】
従来、鋼板の強度および靭性を制御する技術として、化学成分を所定の範囲に限定した上で、特に、熱間圧延の加熱温度、圧延温度、累積圧下率、冷却速度、熱処理温度等を規定する方法が提案されている（例えば、特許文献１）。しかしながら、製造工程における鋼の組織は複雑に変化するため、特許文献１に記載された方法では、所望の特性が得られない場合がある。【０００５】
例えば、粗圧延においては、各パスの温度と圧下率が適切でなければ、局所的なγの再結晶の進行や、再結晶後の粒成長に起因して、微細化効果を十分享受できないことがある。また、仕上圧延においては、条件が適切でなければ、累積歪が不均一になり、部分的に再結晶が生じて、鋼板の強度や靭性が劣化したり、生産性が著しく低下してしまう場合がある。【０００６】
これに対して、本発明者らの一部は、熱間圧延中の金属組織の逐次変化に基づいて、圧延温度と圧下率を圧延パス毎に制御する方法を提案している（例えば、特許文献２）。この方法を適用すれば、通常は強度および靭性の良好な鋼板を効率良く製造できる。しかし、大入熱溶接を行った場合は、ＨＡＺの靭性の確保が問題になる。【０００７】
これまで、大入熱溶接継手のＨＡＺ靭性を向上させる手段は数多く提案されてきたが、これらは技術思想により次の２つに大別される。一つは、鋼中粒子を活用したピン止め効果を利用したオーステナイト（γ）粒粗大化防止技術であり、もう一つはγ粒内フェライト（α）変態利用による有効結晶粒微細化技術である。【０００８】
前者（ピン止め効果）に相当する技術としては、鋼中に生成する各種の窒化物、炭化物、酸化物、硫化物などについてγ粒成長抑制効果を検討したものが挙げられる。例えば、Ｔｉを添加した鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶接継手のＨＡＺにおけるγ粒成長を効果的に抑制することができる（例えば、非特許文献２）。【０００９】
一方、後者（粒内変態）に相当する技術として、粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０３〜１×１０７個／ｍｍ３のＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかを含有する鋼が提案されている（例えば、特許文献３）。これは、Ｔｉ酸化物やＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体などの粒子を、大入熱溶接継手の溶接ＨＡＺにおいてγ粒内フェライト（α）変態核として作用させ、ＨＡＺ組織を微細化して靱性を向上させる技術である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２００８−２１４７５４号公報
【特許文献２】特開２００４−２６９９２４号公報
【特許文献３】特開昭６０−２４５７６８号公報
【非特許文献】
【００１１】
【非特許文献１】小指軍夫、「制御圧延・制御冷却」、地人書館、（１９９７）、ｐ．１７
【非特許文献２】金沢、中島、岡本、金谷、「微細ＴｉＮによる溶接ボンド部靭性の改善と大入熱溶接用鋼の開発」、鉄と鋼、Ｖｏｌ．６１（１９７５）、ｐ．２５８９
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
しかし、特に、Ｔｉを組織制御に積極的に活用し、母材および大入熱溶接継手のＨＡＺの靭性を向上させつつ、生産性の向上をも図るためには、熱間圧延におけるＴｉの影響を考慮して、製造プロセスを設計する必要がある。本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、効率的な、母材およびＨＡＺ靭性に優れた溶接構造用鋼板の製造方法を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明は、特に、ＴｉＮの影響を考慮し、加熱、圧延、冷却、熱処理工程におけるミクロ組織の逐次的変化を精緻に制御するためにプロセス条件を規定した、母材およびＨＡＺの靭性に優れた溶接構造用高強度鋼の製造方法を提供するものである。鋼板の強度は、例えば、降伏強度３１５ＭＰａ以上５８０ＭＰａ以下、引張強さ４４０ＭＰａ以上７２０ＭＰａ以下であり、降伏強度を５５０ＭＰａ以下、引張強さを４７０ＭＰａ以上又は４９０ＭＰａ以上、若しくは６５０ＭＰａ以下又は６２０ＭＰａ以下としてもよい。板厚は、例えば、１０〜１００ｍｍであり、その下限を１２ｍｍ、２０ｍｍ又は３０ｍｍに、その上限を７０ｍｍ又は５０ｍｍとしてもよい。本発明の要旨は以下のとおりである。【００１４】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００２０〜０．０１００％
を含有し、
Ｐ  ：０．０２０％以下、
Ｓ  ：０．０１０％以下
に制限し、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂの含有量が下記（１）式を満足し、Ｔｉ、Ｎの含有量が下記（２）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋳片を下記（３）、（４）式を満たす条件で加熱した後、各圧延パスの圧延温度、圧下率およびパス間時間が下記（５）、（６）式を満たすように粗圧延を行い、引き続いて、板厚方向の平均冷却速度を５℃／ｓ以上として加速冷却することを特徴とする溶接構造用高強度鋼板の製造方法。
０．３２≦［Ｃ］＋０．１５［Ｍｎ］＋３．８［Ｎｂ］≦０．３９  ・・・（１）
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦３．０        ・・・（２）
５６０００／（１．２−０．１８×ｌｏｇ［Ｎｂ］）≦（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔｈ）＋２５｝≦９１０００／（１．９−０．１８×ｌｏｇ［Ｔｉ］）  ・・・（３）
３０≦ｔｈ    ・・・（４）
７２２００／［７６．４＋Ａｊ×ｌｎ｛−ｌｎ（１−Ｒｊ）｝］−２７３≦Ｔｊ≦１０３０００／［８７．６＋８．１×ｌｎ｛−ｌｎ（１−Ｒｊ）｝］−２７３・・（５）
Ｂｊ≦ｔｊ≦Ｂｊ＋２７００／（Ｔｊ−６８０）          ・・・（６）
ただし、
Ａｊ＝８＋｛２５×（Ｒｊ−０．２）＋５｝×｛１−ｅｘｐ（−１６０×［Ｎｂ］）｝、
Ｂｊ＝６．４５×１０−１２×｛−ｌｎ（１−Ｒｊ）｝−１．４×ｅｘｐ｛３２８００／（Ｔｊ＋２７３）｝×ｅｘｐ（７３．１×［Ｎｂ］）、
であり、
［Ｘ］：元素Ｘの添加量（質量％）、Ｔ：加熱温度（℃）、ｔｈ：保持時間（分）
Ｔｊ：ｊ番目の圧延パスの圧延温度（℃）、
ｔｊ：ｊ番目の圧延パスと（ｊ＋１）番目の圧延パス間の時間（秒）、
Ｒｊ：ｊ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、
である。【００１５】
（２）  前記粗圧延後、前記加速冷却の前に、各圧延パスの圧延温度および圧下率が下記（７）、（８）式を満たし、かつ累積圧下率が（９）式、または（１０）式を満たすように仕上圧延を行うことを特徴とする上記（１）記載の溶接構造用高強度鋼板の製造方法。
６２４００／［７５．３＋８．１×ｌｎ｛−ｌｎ（１−Ｒｋ）｝］−２７３≦Ｔｋ≦７０２００／［７７．３＋Ａｋ×ｌｎ｛−ｌｎ（１−Ｒｋ）｝］−２７３  ・・・（７）
ｔｋ≦Ｃｋ      ・・・（８）
０≦ΣＲｋ≦ｈ      ［ｈ≦２０］      ・・・（９）
３ｈ／４−１５≦ΣＲｋ≦ｈ      ［ｈ＞２０］      ・・・（１０）
ただし、
Ａｋ＝８＋｛２５×（Ｒｋ−０．２）＋５｝×｛１−ｅｘｐ（−１６０×［Ｎｂ］）｝、
Ｃｋ＝１．５×１０−１２×｛−ｌｎ（１−Ｒｋ）｝−１．４×ｅｘｐ｛３２８００／（Ｔｋ＋２７３）｝×ｅｘｐ（７３．１×［Ｎｂ］）
であり、
Ｔｋ：ｋ番目の圧延パスの圧延温度（℃）、
ｔｋ：ｋ番目の圧延パスと（ｋ＋１）番目の圧延パス間の時間（秒）、
Ｒｋ：ｋ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、
ｈ：仕上圧延後の板厚（ｍｍ）、
ΣＲｋ：仕上圧延の累積圧下率＝（粗圧延後の板厚−仕上圧延後の板厚）／粗圧延後の板厚×１００
である。【００１６】
（３）  前記粗圧延終了後、前記仕上圧延開始までの間において水冷することを特徴とする上記（２）記載の溶接構造用高強度鋼板の製造方法。【００１７】
（４）  前記粗圧延、前記仕上圧延の一方または双方の各圧延パス間において水冷することを特徴とする上記（１）〜（３）に記載の溶接構造用高強度鋼板の製造方法。【００１８】
（５）  前記加速冷却終了後、６５０℃以下の温度で熱処理することを特徴とする上記（１）〜（４）に記載の溶接構造用高強度鋼板の製造方法。【００１９】
（６）  さらに、前記鋳片が質量％で、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｂ：０．００３０％
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（５）に記載の溶接構造用高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明の適用によって、引張強度が４４０ＭＰａ級以上の鋼板で、母材靭性および溶接入熱が１００〜３００ｋＪ／ｃｍ程度の溶接を行ったときのＨＡＺ靭性が良好な鋼板を、効率的な製造方法により提供することが可能になることから、産業上の効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】Ｎｂ量およびＴｉ量と、適切な加熱条件との関係を示す図である。
【図２】Ｎｂ量と、適切な粗圧延条件との関係を示す図である。
【図３】Ｎｂ量と、粗圧延のパス間時間の下限値との関係を示す図である。
【図４】Ｎｂ量と、適切な仕上圧延条件を示す図である。
【図５】Ｎｂ量と、仕上圧延のパス間時間の上限との関係を示す図である。
【図６】製品厚と仕上圧延の累積圧下率の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
一般に、鋼板の強度および靭性を向上させるためには製造方法が重要である。鋼板の板厚が薄い場合や、靭性に対する要求が厳しくない場合などは、スラブを加熱し、再結晶が促進される高温で熱間圧延を行い、繰り返し再結晶させて結晶粒径を微細化することができる。これに対して、鋼板の板厚が厚い場合や、非常に優れた靭性が要求される場合は、ＴＭＣＰが適用される。
【００２３】
ＴＭＣＰでは、スラブを加熱し、粗圧延後、引き続き、一般的には仕上圧延を行い、さらに加速冷却を行う。粗圧延は、γが再結晶する温度域（γ再結晶温度域）で行い、組織を微細化するための、高温域における圧延である。仕上圧延は、γが再結晶しないような温度域（γ未再結晶温度域）で行い、γ粒を十分に延伸させ、歪を蓄積させるための、低温域における圧延であり、制御圧延（ＣＲ）ともいう。仕上圧延後の加速冷却（ＡＣＣ）により、歪が蓄積したγ粒から微細なフェライト（α）粒が生成する。
【００２４】
微細組織を得るための基本的指針は、以下のようにまとめられる。
（ａ）加熱工程では、温度と保持時間を適切に制御して、γ粒を均一かつ細粒にする。
（ｂ）粗圧延工程では、１パス当たりの圧下率、累積圧下率を大きくし、再結晶を利用してγ粒を微細化する。
（ｃ）仕上圧延工程では、圧延温度を低く、累積圧下率を大きくし、γ粒の延伸化によって粒界面積を増加させ、歪が蓄積した変形帯等のα核生成サイトを多くする。
（ｄ）加速冷却工程では、冷却速度、冷却開始温度、冷却停止温度を制御して、組織の変態挙動を制御し、適切な組織を生成させる。
なお、本発明では、γ再結晶温度域での熱間圧延を粗圧延と定義し、γ未再結晶温度域での熱間圧を仕上圧延と定義する。このため、粗圧延を粗圧延機で行う必要はなく、仕上圧延を仕上圧延機で行う必要もない。例えば、粗圧延と仕上圧延をすべてひとつの仕上圧延機で行ってもよい。
【００２５】
Ｎｂは、炭化物、窒化物などの析出物を生成し、再結晶を遅延させ、未再結晶温度域を高温化させる効果があり、析出強化にも寄与する。したがって、本発明者らの一部は、特許文献２により、鋼板の強度および靭性を向上させるために、Ｎｂの添加量に応じて、仕上圧延の各パスの圧延温度、圧下率を制御する方法を提案している（特許文献２、参照）。
【００２６】
一方、ＨＡＺ靭性を向上させるためには、ＨＡＺ組織の微細化、脆化相の低減が必要である。ＨＡＺ組織の微細化を達成するための手段としては、ＴｉＮ粒子やＴｉ、Ｃａ、Ｍｇ等の酸化物・硫化物粒子等を利用して、γ粒粗大化抑制、粒内α変態促進を図る方法が一般的である。このうち、ＴｉＮは、酸化物や硫化物と比べて鋼中への微細分散が容易であり、母材の組織制御にも利用することができる。
【００２７】
ＴｉＮは、再結晶を促進または遅延させて母材の靭性に影響を及ぼし、かつ、ピンニング粒子として作用し、ＨＡＺ靭性にも影響を及ぼす。したがって、母材およびＨＡＺ靭性を向上させるためには、ＴｉＮの析出挙動を考慮して、熱間圧延の加熱温度、粗圧延の条件、さらには仕上圧延の条件を制御することが必要である。
【００２８】
そこで本発明者らは、ＨＡＺ組織の粗大化防止に有用であり、母材の組織制御にも利用できるＴｉＮの析出挙動に着目し、加熱から熱処理工程までの逐次的なミクロ組織変化について詳細な調査を行った。さらに、組織を微細化し、かつ、ピンニングに寄与するＴｉＮを確保するための、各工程の条件、特に、熱間圧延の加熱条件、圧下率およびパス間時間の条件を明確化し、本発明を完成させた。以下、本発明の製造条件について詳細に説明する。
【００２９】
まず、熱間圧延の加熱工程（スラブの加熱）について説明する。熱間圧延の加熱温度および保持時間は、再結晶挙動に及ぼす影響が大きいＮｂを固溶させ、ＨＡＺ靭性を向上させるＴｉＮを確保するために極めて重要である。また、熱間圧延の加熱温度および保持時間は、鋼のミクロ組織を制御する上でも非常に重要であり、鋼板（母材）の靭性を確保するためには、均一かつ微細なγ組織とする必要がある。
【００３０】
加熱工程における重要なポイントは、未再結晶温度域上昇や高強度化に寄与するＮｂを十分固溶させつつ、γ粒粗大化抑制に有効なＴｉＮを完全に固溶させないような温度、保持時間とすることである。本発明者らは、Ｎｂ、Ｔｉの析出挙動について、種々の実験と熱力学計算を行い、その結果に基づいて下記の（３）式および（４）式を導出した。
５６０００／（１．２−０．１８×ｌｏｇ［Ｎｂ］）≦Ｐｈ≦９１０００／（１．９−０．１８×ｌｏｇ［Ｔｉ］）      ・・・（３）
３０≦ｔｈ      ・・・（４）
ただし、Ｐｈ＝（Ｔ＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔｈ）＋２５）であり、［Ｘ］：元素Ｘの添加量（質量％）、Ｔ：加熱温度（℃）、ｔｈ：保持時間（分）である。
【００３１】
Ｐｈの関数形は、焼戻しの温度と時間の換算を行うのに用いられる焼戻しパラメータを参考にしている。また、不等式の左辺は、Ｎｂ量に応じて変化する加熱条件の下限であり、不等式の右辺は、Ｔｉ量に応じて変化する加熱条件の上限である。各係数は、粗大γが生成する限界条件、固溶Ｎｂ量を確保するための限界条件から実験的に定めた。保持時間は３０分以上としたが、これはＮｂ等の微量合金元素を均一に固溶させるためである。なお、保持時間とは設定した炉温に対して２０℃低い温度に達してから抽出するまでの時間とし、加熱温度とはその間の平均温度と定義する。
【００３２】
図１にＮｂ：０．００５％および０．０３％のときの加熱条件の下限、Ｔｉ：０．００５％および０．０３％のときの加熱条件の上限を示す。Ｎｂの含有量に応じて加熱温度および保持時間の下限が変化し、図１に示す条件を満たす範囲でスラブ加熱を行えば、固溶Ｎｂを最大限活用できる。また、Ｔｉの含有量に応じて加熱温度および保持時間の上限が変化し、Ｔｉ量が０．００５〜０．０３％の場合は、図１に示す範囲でスラブ加熱を行えば、γ粒の粗大化を抑制することができる。なお、Ｔｉ量が０．００３％の場合は、図１に実線で示す曲線が下方に移動し、Ｔｉ量が０．０５％になると、図１に点線で示す曲線（加熱条件の上限を示す曲線）が上方に移動する。このようにＮｂおよびＴｉの含有量に応じて、適切な条件でスラブ加熱を行うことにより、固溶Ｎｂを確保し、かつγ粒の粗大化が抑制され、その結果、熱間圧延、加速冷却などの後工程の製造負荷をあまり大きくすることなく母材靭性を向上させることができる。
なお、スラブを高温に加熱しすぎると、非常に厚いスケールが生成し、鋼板の表面疵となる場合もある。このため、スラブの加熱温度を１３００℃以下、１２５０℃以下、１２００℃以下又は１１８０℃以下に制限してもよい。保持時間の上限を特に設ける必要はないが、長時間保持による生産性の低下を避けるために、５００分、４００分又は３００分を保持時間の上限としてもよい。
【００３３】
スラブを加熱した後、粗圧延を行い、圧延のパス間での再結晶の繰り返しにより、γ粒をできるだけ均一に微細化する。鋼板の板厚が薄い場合や、要求される靭性のレベルが高くない場合は、粗圧延に引き続いて加速冷却を行ってもよい。粗圧延工程で、再結晶γの微細化を図るためには、圧延のパス間で再結晶を完了させ、なおかつ、再結晶γ粒の粗大化を抑制することが必要である。
【００３４】
本発明者らは、実験室で圧下温度、圧下率、保持時間と再結晶および粒成長との関係について詳細に調査し、粗圧延工程でγ粒を微細化するための条件として、下記の（５）式および式（６）を導いた。
７２２００／［７６．４＋Ａｊ×ｌｎ｛−ｌｎ（１−Ｒｊ）｝］−２７３≦Ｔｊ≦１０３０００／［８７．６＋８．１×ｌｎ｛−ｌｎ（１−Ｒｊ）｝］−２７３  ・・・（５）
Ｂｊ≦ｔｊ≦Ｂｊ＋２７００／（Ｔｊ−６８０）      ・・・（６）
ただし、
Ａｊ＝８＋｛２５×（Ｒｊ−０．２）＋５｝×｛１−ｅｘｐ（−１６０×［Ｎｂ］）｝、
Ｂｊ＝６．４５×１０−１２×｛−ｌｎ（１−Ｒｊ）｝−１．４×ｅｘｐ｛３２８００／（Ｔｊ＋２７３）｝×ｅｘｐ（７３．１×［Ｎｂ］）、
であり、
Ｔｊ：ｊ番目の圧延パスの圧延温度（℃）、
ｔｊ：ｊ番目の圧延パスと（ｊ＋１）番目の圧延パス間の時間（秒）、
Ｒｊ：ｊ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、
である。
【００３５】
ここで、（５）式の左辺は再結晶が生じる下限温度を表し、右辺は再結晶γが粒成長しない上限温度を表している。すなわち、（５）式の関数型は、各パスの歪、すなわち「−ｌｎ（１−Ｒｊ）」の項が大きく、また、Ｎｂ量が少ないほど再結晶が生じやすくなり、一方、各パスの歪が大きくすれば再結晶γ粒が小さくなり、粒成長しやすいという傾向を反映させたものである。（５）式の各項の係数は、再結晶、粒成長が生じる限界条件から実験的に決定した。
【００３６】
また、（６）式の左辺は再結晶が完了するために必要な下限時間を表し、右辺は粒成長を生じさせないために必要な上限時間を表している。（６）式の関数型は、歪が大きく、温度が高く、Ｎｂが少ないほど再結晶が速く完了し、粒成長しやすいという傾向を表現するものである。なお、（６）式の各項の係数も実験的に決定した。
【００３７】
図２にＮｂ：０．００５％および０．０３％のときの粗圧延温度、圧下率の下限、および上限を示す。また、図３に上記の各Ｎｂ量のときの最小パス間時間を示す。これらを満たす条件で粗圧延を行うことにより、加熱γ粒を効果的に再結晶させて、均一かつ微細なγ粒を得ることができる。また、粗圧延のパス間は、空冷でもよいが、デスケーラなどによる水冷を行ってもかまわない。ただし、組織制御の観点から冷却手段や条件を限定する必要はない。
【００３８】
鋼板の板厚が薄く、粗圧延によって組織が十分に微細化される場合や、靭性に対する要求が厳しくない場合は、粗圧延に引き続いて加速冷却を行う。粗圧延の終了後は鋼板の温度が高く、粗圧延によって組織の微細化が進んでいることから、比較的、短時間で再結晶が完了する。また、加速冷却を開始するまでに再結晶が完了していない場合、加速冷却を開始した後、高温では再結晶が進む。したがって、粗圧延の終了から加速冷却を開始するまでの時間は規定しない。生産性の観点から、粗圧延後、直ちに加速冷却を開始することが好ましいが、圧延設備から冷却設備までの搬送に要する時間などのため、３０〜９０ｓを要する場合もある。なお、加速冷却以後の工程の詳細は後述する。
【００３９】
鋼板の板厚が厚い場合や、非常に優れた靭性が要求される場合は、粗圧延に引き続いて仕上圧延を行うことが好ましい。粗圧延後は、上述のように、ある程度、組織が微細化されており、また、温度が低く、板厚の減少に伴って冷却速度が大きくなるため、粒成長やＴｉＮの粗大化が抑制される。したがって、粗圧延後、仕上圧延を開始するまでの時間は特に規定しないが、仕上圧延の温度の調整のための時間（仕上圧延が可能な温度になるまで冷却時間）として、３０ｓ〜１８０ｓを要する場合がある。粗圧延完了から仕上圧延開始までの間は空冷でもかまわないが、生産性の観点から温度待ち時間を短縮させ、また、再結晶γの粒成長を防止するためには、水冷を行ってもよい。
【００４０】
仕上圧延工程は、γ中にα変態の核生成サイトとなる転位や変形帯等の加工組織を導入させるものであり、その後の加速冷却での変態を促進させ、著しく靭性の向上に寄与する。α核生成サイトを多量に導入させるためには、パス間で回復や再結晶が生じないような条件で、できる限り累積圧下率を大きくすることが有効である。したがって、低温での圧延パスの圧下率を高めることが好ましいが、温度の低下に要する時間などに起因して、仕上圧延の時間が長くなると生産性を損なう。
【００４１】
本発明者らは、粗圧延後、仕上圧延を行う場合の圧下温度、圧下率、保持時間と再結晶およびγ粒の扁平との関係について実験室で詳細に調査し、さらに生産性を考慮して、下記の式を導いた。
６２４００／［７５．３＋８．１×ｌｎ｛−ｌｎ（１−Ｒｋ）｝］−２７３≦Ｔｋ≦７０２００／［７７．３＋Ａｋ×ｌｎ｛−ｌｎ（１−Ｒｋ）｝］−２７３  ・・・（７）
ｔｋ≦Ｃｋ      ・・・（８）
０≦ΣＲｋ≦ｈ      ［ｈ≦２０］      ・・・（９）
３ｈ／４−１５≦ΣＲｋ≦ｈ      ［ｈ＞２０］      ・・・（１０）
ただし、
Ａｋ＝８＋｛２５×（Ｒｋ−０．２）＋５｝×｛１−ｅｘｐ（−１６０×［Ｎｂ］）｝、
Ｃｋ＝１．５×１０−１２×｛−ｌｎ（１−Ｒｋ）｝−１．４×ｅｘｐ｛３２８００／（Ｔｋ＋２７３）｝×ｅｘｐ（７３．１×［Ｎｂ］）
であり、
Ｔｋ：ｋ番目の圧延パスの圧延温度（℃）、
ｔｋ：ｋ番目の圧延パスと（ｋ＋１）番目の圧延パス間の時間（秒）、
Ｒｋ：ｋ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、
ｈ：仕上圧延後の板厚（ｍｍ）、
ΣＲｋ：仕上圧延の累積圧下率＝（仕上圧延前の板厚−仕上圧延後の板厚）／仕上圧延前の板厚×１００
である。なお、仕上圧延前の板厚を移送厚、仕上圧延後の板厚を製品厚ということがある。仕上圧延前の板厚及び仕上圧延後の板厚の単位は、ｍｍである。ΣＲｋの右辺に１００を乗じることにより、仕上圧延の累積圧下率は実質的に％単位の累積圧下率としている。
【００４２】
ここで、（７）式の左辺は均一にγを延伸させ加工組織を導入させるために必要な下限温度、右辺はパス間での再結晶を抑制するための上限温度である。（８）式は再結晶が開始しないために必要なパス間時間の上限を表している。なお、仕上圧延工程でのパス間時間は短いほど再結晶の抑制および生産性の向上に有利であるから、下限を規定する必要はなく、圧延装置の仕様や鋼板の長さから決定される。リバース圧延機においては、パス間時間を１ｓより短くすることは容易でないため、その下限を１ｓとしても差し支えない。
【００４３】
（７）式および（８）式も、（５）式および（６）式に準じた関数型を採用し、再結晶挙動に及ぼす温度、圧下率、Ｎｂ量の影響を考慮して、実験的に係数を定めた。図４に仕上圧延温度、圧下率の下限、および、Ｎｂ：０．００５％および０．０３％のときの温度、圧下率の上限を示す。また、図５に上記の各Ｎｂ量のときの最大パス間時間を示す。これらを満たす条件で仕上圧延を行うことにより、効果的にγ粒の偏平化、およびγへの歪蓄積を図ることができる。
【００４４】
（９）式および（１０）式は、鋼板の強度および靭性を確保しつつ、生産性を向上させるために必要な条件である。この領域を図６に示す。製品厚と累積圧下率の関係が、この領域の下方に外れると、γ中に導入されるα核生成サイトの量が不十分となって母材靭性が向上しない。一方、製品厚と累積圧下率の関係が、図６に示す領域の上方に外れると、強度および靭性は向上するが、仕上圧延の生産性が顕著に低下し、薄手材では形状も悪くなる。また、仕上圧延のパス間も、通常は空冷でよいが、水冷を行ってもよい。
【００４５】
粗圧延後または仕上圧延後に加速冷却を行う。粗圧延後、加速冷却を行うことにより、結晶粒の成長および析出物の粗大化を防止することができ、靭性の低下を抑制することができる。仕上圧延後の加速冷却は、変態の駆動力を高めることで、仕上圧延によって扁平し、歪が蓄積したγ（加工硬化γ）から多数のα粒を生成させる工程であり、組織微細化の観点から非常に重要である。仕上圧延後、加速冷却を行うまでの時間は、特に規定しないが、圧延設備から冷却設備までの搬送などのため、３０〜９０ｓを要する場合もある。仕上圧延後、加速冷却を開始するまでの時間は、転位の回復や再結晶を抑制し、生産性を向上させるために、できるだけ短くすることが好ましい。必要に応じて、Ａｒ３、Ａｒ３−１０℃又はＡｒ３＋１０℃などの冷却開始温度の下限を設けてもよい。
【００４６】
鋼板の靭性を向上させるためには、板厚平均で５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を行う必要がある。冷却速度が５℃／ｓ未満であると、強度が不足するだけでなく、組織の微細化が不十分となり、母材靭性が低下してしまう。冷却速度の上限については規定する必要はない。これは、本発明の化学成分、加熱・圧延条件を適用すれば、焼入れ性が過大になることはなく、靭性に悪影響を及ぼす粗大な低温変態相は生成しないためである。ただし、冷却速度は鋼板の板厚や装置の能力に応じて限界があり、１００℃／ｓ超とすることは困難である。冷却速度の上限を、７５℃／ｓ、５０℃／ｓ又は３０℃／ｓに制限してもよい。
【００４７】
また、冷却停止温度についても本発明では限定する必要はなく、鋼板の要求特性によって決定すればよい。結晶粒および析出物の成長を抑制し、生産性を向上させるためには、加速冷却の冷却停止温度を６００℃以下にすることが好ましい。更に好ましくは５５０℃以下である。また、加速冷却を２００℃未満で停止すると、加速冷却に要する時間が長くなり、生産性を損なうことがあるため、冷却停止温度を２００℃以上にすることが好ましい。強度向上などのため、冷速停止温度の下限を３００℃、４００℃又は４５０℃としてもよい。
【００４８】
加速冷却後は、強度および靭性を調整するために、６５０℃以下の温度で熱処理（焼戻し処理）を行ってもよい。温度が６５０℃を超えるとセメンタイトや結晶粒が粗大化して脆性破壊の発生を助長し、母材の靭性が低下することがある。また、鋼板の靭性を高めるためには、熱処理の温度を４００℃以上にすることが好ましい。靭性の一層の改善のため、４９０℃以上としてもよい。
なお、圧延生産性（ｔｏｎ／ｈｒ）は、製品厚などの圧延鋼板の寸法などに加え、加熱炉・圧延機・加速冷速装置の設備仕様にも依存する。このため、本発明において、圧延生産性の目標を明確に定めることはできない。
【００４９】
次に、本発明の成分限定理由について説明する。ここで、成分についての「％」は質量％を意味する。
【００５０】
Ｃは、強度を高めるのに不可欠な元素であり、０．０３％以上を添加する。一方、添加量が増えると大入熱溶接継手のＨＡＺ靭性確保が困難となるため、０．１６％をＣ量の上限とする。強度向上のため、Ｃの下限を０．０５％、０．０６％又は０．０７％としてもよい。ＨＡＺ靭性の向上のため、Ｃの上限を０．１４％、０．１３％又は０．１２％としてもよい。
【００５１】
Ｓｉは、安価な脱酸元素であり、固溶強化にも寄与するため、０．０３％以上を添加する。一方、Ｓｉ量が０．５％を超えると溶接性とＨＡＺ靭性を劣化させるため上限を０．５％とする。確実な脱酸を行うため、Ｓｉの下限を０．０５％、０．０８％又は０．１２％としてもよい。溶接性とＨＡＺ靭性の向上のため、Ｓｉの上限を０．４０％、０．３５％又は０．３０％としてもよい。
【００５２】
Ｍｎは、母材の強度および靭性を向上させる元素として有効であるため０．３％以上添加する。焼入れ性を向上させるためには、Ｍｎ量の下限は０．５％又は０．７％とすることが好ましい。より好ましくは、０．９％以上又は１．０％以上を添加する。一方、Ｍｎを過剰に添加するとＨＡＺ靭性、溶接割れ性を劣化させるため２．０％を上限とする。Ｍｎ量を１．８％以下とすることが好ましく、１．６％以下とすることがより好ましい。
【００５３】
Ｐ、Ｓは、不可避的不純物である。母材及びＨＡＺの靭性向上のため、Ｐは０．０２０％、Ｓは０．０１０％を上限とする。一層の靭性向上のため、Ｐの上限を０．０１７％又は０．０１５％と、Ｓの上限を０．００８％、０．００６％又は０．００４％としてもよい。ＰおよびＳの含有量は少ないほど望ましいが、工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、Ｐは０．００１％、Ｓは０．０００１％を下限としてもよい。
【００５４】
Ｎｂは、微量の添加により組織の微細化、変態強化、析出強化に寄与する元素である。本発明では、母材の強度を確保するために、０．００５％以上のＮｂを添加する。強度の一層の向上等のため、０．００８％以上又は０．０１０％以上としてもよい。一方、Ｎｂを過剰に添加するとＨＡＺが硬化し、靭性を劣化させるため０．０３０％以下を上限とする。Ｎｂ量のより好ましい上限は、０．０２０％である。
【００５５】
Ａｌは、重要な脱酸元素であるため０．００２％以上を添加する。確実に脱酸を行うため、０．００８％以上又は０．０１２％以上としてもよい。しかし、Ａｌを過剰に添加するとスラブの表面品位を損ない、靭性に有害な介在物を形成するため０．１０％を上限とする。Ａｌ量の好ましい上限は、０．０７％又は０．０５％である。
【００５６】
Ｔｉは、本発明では極めて重要な元素であり、微量の添加により組織の微細化、析出強化、微細ＴｉＮ生成により母材の強度および靭性、ＨＡＺ靭性の向上に有効であるため、０．００３％以上添加する。Ｔｉ量の好ましい下限値は０．００５％以上であり、より好ましくは０．００８％以上のＴｉを添加する。一方，Ｔｉを過剰に添加するとＨＡＺ靭性を著しく劣化させるため０．０５０％を上限とする。Ｔｉ量の好ましい上限は０．０４０％である。その上限を０．０３０％、０．０２５％又は０．０２０％としてもよい。
【００５７】
Ｎは、Ｔｉと共に窒化物を形成しＨＡＺ靭性を向上させるため０．００２０％以上を添加する。Ｎ量の好ましい下限値は０．００３０％以上であり、より好ましくは０．００３５％以上とする。一方、Ｎを過剰に添加すると固溶Ｎによる脆化が生じるため０．０１００％以下に限定する。脆化を防止するため、０．００８０％以下又は０．００６０％以下としてもよい。
【００５８】
Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂは焼入れ性に寄与する元素であり、添加量については、母材強度とＨＡＺ靭性確保の観点から、次の（１）式を満たす必要がある。
【００５９】
０．３２≦［Ｃ］＋０．１５［Ｍｎ］＋３．８［Ｎｂ］≦０．３９  ・・・  （１）
上式の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］は、各元素の添加量（質量％）であり、係数は焼入れ性への寄与から実験的に求めた。［Ｃ］＋０．１５［Ｍｎ］＋３．８［Ｎｂ］が０．３２未満であると、強度が不十分になる。一方、特に、Ｍｎ、Ｎｂは、中心偏析を抑制することが難しい元素であり、［Ｃ］＋０．１５［Ｍｎ］＋３．８［Ｎｂ］が０．３９を超えると中心偏析が顕著になり、大入熱溶接継手のＨＡＺ靭性が低下してしまう。ＨＡＺ靭性の改善のため、０．３８又は０．３７を上限としてもよく、強度向上のため０．３３を下限としてもよい。
【００６０】
ＴｉＮ粒子をＨＡＺ靭性確保に活用する際には、下記（２）式に示すように、Ｔｉ、Ｎ単独の添加量だけでなく、バランスも考慮する必要がある。すなわち、ＴｉとＮの添加量の比を１．５〜３．０の範囲に制御しておくことが必要である。これらの比Ｔｉ／Ｎが１．５未満であると、固溶Ｎ量が過剰となり、大入熱溶接継手のＨＡＺ靭性が低下する。一方、Ｔｉ／Ｎが３．０を超えると過剰なＴｉが粗大な酸化物や硫化物を形成、あるいはＴｉＣ析出により強度が上昇するために、ＨＡＺ靭性が低下してしまう。
【００６１】
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦３．０      ・・・（２）
ただし、上式の［Ｔｉ］、［Ｎ］は、各元素の添加量（質量％）である。
【００６２】
さらに、強度、靭性を向上させるために、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加してもよい。一方、合金コストの削減のためには、これらの元素の添加を避けた方が好ましい。
【００６３】
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、いずれも焼入れ性を向上させる元素である。Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、母材を高強度化し、ＨＡＺの軟化を防止するために、０．０５％以上を添加してもよい。一方、過度の添加はＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｃｕは１．５％以下、ＣｒおよびＭｏは０．５％以下を上限とする。ＨＡＺ靭性の劣化を避けるため、Ｃｕの上限を０．５％以下、０．３５％又は０．２０％に、Ｃｒの上限を０．３％、０．２％又は０．１％に、Ｍｏの上限を０．２％、０．１％、０．０８％に制限してもよい。
【００６４】
Ｎｉは、強度確保とアレスト性、ＨＡＺ靭性向上に有効であるため０．０５％以上添加してもよい。一方、Ｎｉ量の増加は合金コストを上昇させるため、上限は２．０％とする。合金コストの上昇を避けるため、Ｎｉの上限を０．８％、０．６％又は０．４％としてもよい。
【００６５】
Ｖは、析出強化により強度上昇に寄与するため０．００５％以上添加してもよい。一方、Ｖを過剰に添加するとＨＡＺ靭性を低下させるため、０．１０％以下を上限とすることが好ましい。より好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０５％以下がよい。
【００６６】
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の強度を高めるために、０．０００２％以上を添加してもよい。一方、Ｂを過度に添加すると溶接性を損ねるため、Ｂの上限は、０．００３０％とする。０．００２０％又は０．００１５％としてもよい。
【００６７】
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、微細な酸化物や硫化物を形成しＨＡＺ靭性向上に寄与する元素であり、Ｍｇは０．０００３％以上、Ｃａは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．０００５％以上を添加してもよい。一方、これらを過度に添加すると、介在物が粗大化し、靭性を低下させるため、Ｍｇ量の上限は０．００５０％以下、Ｃａ量の上限は０．００３０％以下、ＲＥＭの上限は０．０１０％以下が好ましい。なお、ＲＥＭとはＬａ、Ｃｅ等の希土類金属のことである。
【実施例】
【００６８】
表１の化学成分を有するスラブ（鋼片）を用いて、表２〜１１の製造条件により板厚１２〜５０ｍｍの鋼板を試作した。なお、表１のＣｅｑ’は、［Ｃ］＋０．１５［Ｍｎ］＋３．８［Ｎｂ］の計算値である。粗圧延または仕上圧延後、加速冷却を開始するまでの時間、粗圧延後、仕上圧延を開始するまでの時間は、３０〜９０ｓであった。【００６９】
表２は熱間圧延の加熱条件であり、ＭＬは５６０００／（１．２−０．１８×ｌｏｇ［Ｎｂ］）の計算値、Ｐｈは（Ｔ＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ）＋２５）の計算値、ＭＵは９１０００／（１．９−０．１８×ｌｏｇ［Ｔｉ］）の計算値である。ただし、［Ｘ］：元素添加量（ｍａｓｓ％）、Ｔ：加熱温度（℃）、ｔ：加熱保持時間（ｍｉｎ）（ただし、ｔ≧３０）である。表３には、スラブの板厚、粗圧延後（仕上圧延前）の鋼板の板厚（移送厚）、製品（仕上圧延後）の鋼板の板厚（製品厚）、圧延パス間および粗圧延と仕上圧延との間の水冷の有無、仕上圧延の累積圧下率を示す。粗圧延後、加速冷却を行った場合は、移送厚は製品厚と等しい。【００７０】
表４には、圧延各パスの出側の板厚を示し、表４に示した板厚から、各圧延パスの圧下率、仕上圧延の累積圧下率を求め、表５に示した。表６および表７に、粗圧延の圧延各パスの圧延温度と、式（５）の左辺および右辺の計算値を示し、表８および表９に、仕上圧延の圧延各パスの圧延温度と、式（６）の左辺および右辺の計算値を示した。表１０および表１１には、粗圧延および仕上圧延の圧延各パスの圧延パス間時間と、式（７）の左辺および右辺の計算値、表（８）の右辺の計算値を示した。表１２に、加速冷却の条件、熱処理温度を示した。【００７１】
表１３に母材の強度、靭性、ＨＡＺ靭性、圧延生産性を示す。母材強度は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載された１Ａ号全厚試験片（板厚４０ｍｍ以下）、または４号丸棒試験片（板厚４０ｍｍ超；板厚中心部）を圧延直角方向に採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）を測定することで評価した。母材靭性は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠して、鋼板の板厚中心部から圧延方向に２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、種々の温度でシャルピー衝撃試験を実施した後、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を算出することにより評価した。なお、母材靭性がｖＴｒｓで−５０℃以下となることを目標とした。【００７２】
ＨＡＺ靭性については、入熱１００〜３００ｋＪ／ｃｍ程度の条件にてサブマージアーク溶接またはエレクトロガス溶接を行い、板厚中心部の溶融線から１ｍｍ離れたＨＡＺにノッチを入れたシャルピー試験片を採取して試験を行い、ｖＴｒｓにて評価した。ＨＡＺ靭性の目標値はｖＴｒｓで−４０℃以下とした。圧延生産性は、圧延重量を圧延時間（ここでは粗圧延開始から仕上圧延終了までの時間）で除した値（Ｔｏｎ／ｈ）により評価した。圧延生産性は一般に板厚が厚いほど低下する。これは、粗圧延終了後から仕上圧延開始までの間に温度待ちが発生する場合、通常は板厚が厚いほど待ち時のスラブ厚（移送厚）を厚くする必要があり、それについれて待ち時間が長くなるためである。生産性の目標は、今回用いたスラブでは、板厚が１５ｍｍ以下、２０ｍｍ、２５ｍｍ、３０ｍｍ、３５ｍｍ、４０ｍｍ、４５ｍｍ、５０ｍｍの場合、それぞれ２４０、２３０、２２０、２１０、２００、１９０、１８０、１７０Ｔｏｎ／ｈ以上とした。【００７３】
【表１】
2011148755.tif 000003
【００７４】
【表２】
2011148755.tif 000004
【００７５】
【表３】
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【００７６】
【表４】
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【００７７】
【表５】
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【００７８】
【表６】
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【００７９】
【表７】
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【００８０】
【表８】
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【００８１】
【表９】
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【００８２】
【表１０】
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【００８３】
【表１１】
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【００８４】
【表１２】
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【００８５】
【表１３】
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【００８６】
表１〜１２に示すように、本発明例のＮｏ．１〜１６は化学成分が所定の範囲内にあり、かつ所定の条件で製造したため、表１３に示すように、板厚１２〜５０ｍｍの範囲においていずれも引張強度４４０ＭＰａ級以上の鋼として十分な強度を有しており、母材靭性はｖＴｒｓで−５０℃以下、大入熱溶接ＨＡＺ靭性はｖＴｒｓで−４０℃以下であり、ともに良好で、なおかつ圧延生産性も目標値を満足していた。一方、比較例のＮｏ．１７〜３６は、表１〜１２に示すように、化学成分、製造条件のいずれかが本発明の範囲を逸脱していたために、表１３に示すように、母材強度、母材靭性、ＨＡＺ靭性、生産性のいずれかが低下してしまった。【００８７】
Ｎｏ．２０、２２、３０は熱間圧延の加熱の条件を本発明の範囲外とした比較例である。Ｎｏ．２０はＰｈが上限を超えたために加熱γが粗大化し、微細組織が得られず、母材靭性が低下した。Ｎｏ．２２はＰｈが下限未満であったためにＮｂの固溶が不十分になり、化学成分が同一であるＮｏ．７および８に比べると強度が低下し、母材靭性も不十分である。Ｎｏ．３０は加熱保持時間が短かったために、合金元素の溶体化が不十分となり、母材靭性が低下した。【００８８】
Ｎｏ．１７、１９、２３、２６は粗圧延の条件を本発明の範囲外とした比較例である。Ｎｏ．１７は粗圧延の１〜２パス間および２〜３パス間のパス間時間が長く、Ｎｏ．１９は２パスおよび３パスの圧延温度が高いため、再結晶γが粗大化し、母材の靭性が低下した。Ｎｏ．２３は１〜２パス間および２〜３パス間のパス間時間が短く、Ｎｏ．２６は８パスおよび９パスの圧延温度が低いため、再結晶が完了せず、混粒組織となったために靭性が低下した。【００８９】
Ｎｏ．１８、２１、２４、２５、２８、３１は仕上圧延の条件を本発明の範囲外とした比較例である。Ｎｏ．２４は圧延温度が高いため、一部γが再結晶して混粒組織となり靭性が低下した。Ｎｏ．２８は１〜２パス間のパス間時間が長く、再結晶γが生じて靭性が低下した。Ｎｏ．２１は３パス目および４パス目の圧延温度が低く、Ｎｏ．１８は累積圧下率が大きいため、母材靭性は良好であったが、圧延生産性が低下した。Ｎｏ．２５は圧延温度が低すぎて過度の二相域圧延となったため、母材靭性、生産性がともに低下した。Ｎｏ．３１は累積圧下率が小さいために、微細組織が得られず靭性が低下した。【００９０】
Ｎｏ．２９は仕上圧延後、加速冷却を行わなかったために、組織が微細化せず靭性が低下した。Ｎｏ．２７は熱処理温度が高かったために、セメンタイトと組織が粗大化し、靭性が低下した。【００９１】
Ｎｏ．３２〜３６は化学成分を本発明の範囲外とした比較例である。Ｎｏ．３２はＣ、Ｍｎ、Ｎｂからなる指標Ｃｅｑ’が上限値を超えたために中心偏析が顕著になり、特にＨＡＺ靭性が低下した。Ｎｏ．３３は上記指標Ｃｅｑ’が下限値に満たなかったために母材強度が低下した。Ｎｏ．３４はＴｉ／Ｎが高かったために、粗大なＴｉ酸化物が残存し、特にＨＡＺ靭性が低下した。Ｎｏ．３５はＴｉ／Ｎが低かったために、固溶Ｎの影響で特にＨＡＺ靭性が低下した。Ｎｏ．３６はＣ量が多かったために、強度が高くなり、母材およびＨＡＺ靭性が低下した。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【国際調査報告】
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